نیروی محرکه این رشد، کاهش انرژی سطحی به واسطه کاهش انحنای فصل مشترک جامد- مایع میباشد [2, 6, 7]. همچنین، با توجه به دیاگرام رسم شده در شکل 2 دیده میشود که با بالا رفتن دمای تفجوشی مقدار مذاب تشکیل شده افزایش یافته و موجب تسریع برقراری پیوند بین ذرات پودر و تکمیل فرایند تفجوشی میگردد. هم چنین از آن جایی که شکلگیری ذرات پودر پیشآلیاژی در فرآیند اتمیزاسیون آبی در شرایط تعادلی نمی باشد، فاز مذاب در طی تفجوشی در دماهای پایینتر از آنچه دیاگرام فازی نشان میدهد، تشکیل میشود [6].

با در نظر گرفتن دیاگرام فازی سیستم آلیاژی Cu-Zn [23] (شکل 3) دمای ذوب آلیاژ Cu-28Zn نسبت به Cu-20Zn پایینتر است. بنابراین، در آلیاژ حاوی 28 درصد روی در دمای 930 درجه سانتیگراد میزان فاز مایع بیش تری نسبت به آلیاژ حاوی 20 درصد روی تشکیل خواهد شد. مقایسه ریزساختار دو آلیاژ که در شکلهای 4 و 5 آورده شده است نشان میدهد آلیاژ Cu-28Zn دارای اندازه دانه درشتتر و حفرات بسته، گردتر و بزرگتری نسبت به Cu-20Zn است. در صورتی که حفرات نمونه حاوی 20 درصد روی بازتر، ریزتر و بی شکل بوده و تعدادشان بیشتر است.
شکل 6 ریزساختار آلیاژ Cu-28Zn با بزرگنمایی بالاتر را نشان میدهد. مناطقی جدایش یافته در مرزدانه ها که با علامت پیکان مشخص شده مشاهده میشود که تشکیل این مناطق به دلیل ایجاد لایه ضخیمی از فاز مذاب در بین دانهها میباشد، به طوریکه با نفوذ فاز مایع به مرزدانه ها در نتیجه افزایش کسر حجمی مذاب، ضخامت این مناطق گسترش مییابد، در حالیکه در آلیاژ Cu-20Zn به دلیل ایجاد کسر حجمی کمتر فاز مذاب چنین مناطقی مشاهده نمیشود.
دیاگرام فازی شاخص خوبی برای نشان دادن جدایش در نتیجه حضور عناصر آلیاژی است. شکل 7 [4] ، تفاوت اساسی بین سیستمهای با جدایش و بدون جدایش را نشان میدهد. با توجه به این شکل هر چه فاصله منحنی های سالیدوس و لیکوئیدوس بیشتر شود، جدایش عنصر حل شونده به سمت فصل مشترک بیشتر خواهد بود. شکل 7 الف منحنیهای سالیدوس و لیکوئیدوس بدون جدایش را نشان میدهد. در شکل 7 ب شیب رو به پایین منحنیهای سالیدوس و لیکوئیدوس، نشان دهنده تمایل عنصر حل شونده به جدایش است. شکل 7 ج نیز معادل وضعیتی است که جدایش عنصر حل شونده قابل توجهی را میتوان انتظار داشت. از عوامل موثر برای جدایش عنصر حل شونده میتوان به شیب منفی خطوط سالیدوس و لیکوئیدوس و فاصله زیاد بین این خطوط اشاره کرد. چنین جدایشی میتواند اثری بزرگ بر نفوذ فاز مایع در مرز دانهها داشته باشد [4]. از این رو، با توجه به دیاگرام فازی آلیاژ Cu-Zn، میتوان نتیجه گرفت که با افزایش درصد وزنی روی از 20 به 28 درصد، فاز مذاب تشکیل شده به سمت مرزدانه ها جدایش یافته و باعث شکل گیری لایه های ضخیمی از فاز مذاب غنی از روی شده است.

شکست نگاری
شکل 8 و 9 تصاویر سطوح شکست نمونههای تف جوشی شده در دمای 930 درجه سانتیگراد را نشان میدهند. در آلیاژ Cu-20Zn شکست بیش تر از مناطق مرزدانه یعن ی جاییکه فاز مایع اولیه تشکیل شده، رخ داده و به صورت بیندانهای میباشد و شکست از نوع درون دانه ای تنها در برخی نقاط مشاهده میشود، در
صورتیکه در نمونههای Cu-28Zn افزون بر شکست بیندانهای، نوع دروندانهای نیز دیده میشود. در آلیاژ حاوی 28 درصد روی، به دلیل درصد روی بالاتر و نقطه ذوب پایینتر، مقدار مذاب بیش تری تشکیل شده و در نتیجه نفوذ مذاب به مناطق بیندانهای، مرزدانهها ضخیمتر شدهاند. هم چنین، مقدار تبخیر روی افزایش یافته و در مناطقی که روی در حفرات بسته به دام افتاده و از نمونه خارج نشده، حفرات درشتی بر جای مانده و موجب گردیده تا سطح مقطع قابل تحمل بار کاهش یابد. در نمونه Cu-20Zn نیز حفرات موجود در بخشهای گوناگون نمونه باز و نسبتاً نایکنواخت هستند، ولی در نمونه Cu-28Zn رشد دانهها و در پی آن، بزرگ شدن حفرات بیش تر است. اثر دیگری که در تصاویر سطح شکست آلیاژ Cu-28Zn مشاهده میشود، درشتتر بودن دانههای موجود در قسمت پایین نمونه نسبت به بخشهای بالایی و وجود حفرات بزرگتر با تعداد بیش تر در قسمتهای بالایی نمونه میباشد. این حالت ناشی از حضور فاز مایع بیش تر در قسمتهای پایینی نمونه در نتیجه کشیده شدن فاز مذاب در اثر نیروی جاذبه به این قسمت میباشد [13, 15, 16].
نتایج آنالیزEDX نمونههای تفجوشی شده، درشکلهای 10 و 11 ارائه شده است. آنالیز خطی از مناطق مرزدانهای نشان میدهد که تجمع عنصر روی در این مناطق برای آلیاژ Cu-28Zn نسبت به Cu-20Zn بیش تر است که این حالت در نتیجه شکلگیری مذاب بیشتر میباشد. جدایش روی از مذاب تشکیل شده و تمایل آن به تبخیر و خروج از نمونه در طی تفجوشی باعث بر جای ماندن حفرات درشت شده است. همچنین، با توجه به تصاویر حاصل از آنالیز EDX مشخص است که نتایج بدست آمده از آنالیز عنصری برای عنصر روی تطابقی تقریباً مناسب با عنصر اکسیژن دارد و میتوان نتیجه گرفت که در مرزدانهها همراه با افزایش مذاب، اکسید روی تشکیل شده باشد.
شکل 12 نتایج آنالیز خطی از منطقهای که قطرات مذاب تشکیل شده را نشان میدهد، در مناطقی که قطرات مذاب وجود دارد، درصد عنصر مس پایین آمده و درصد عنصر روی افزایش یافته که این موضوع تا ییدکننده جدایش روی در این نواحی میباشد.

نتیجهگیری
تفجوشی دو آلیاژ Cu-20Zn و Cu-28Zn در دمای 930 درجه سانتیگراد از نوع تفجوشی فاز مایع سوپرسالیدوس میباشد. آلیاژ تفجوش شده حاوی 20 درصد روی دارای حفراتی با تعداد بیش تر و اندازه ریزتر میباشد در حالی که در آلیاژ حاوی 28 درصد روی به دلیل نقطه ذوب پایینتر و ایجاد فاز مذاب بیشتر، تعداد حفرات کاهش و اندازه آن ها افزایش یافته و هم چنین، دانهها رشد قابلتوجهی داشتهاند.
وجود حفرات گردتر و بزرگتر در نمونه Cu-28Zn به دلیل وجود فاز مذاب بیش تر و تبخیر عنصر روی میباشد. از سوی دیگر، با افزایش مقدار روی و شکلگیری مذاب بیشتر، تعداد حفرات از بالا به پایین نمونه کاهش یافته است که این حاکی از کشیده شدن مذاب در نتیج ه نیروی جاذبه به بخشهای پایین نمونهها و پر شدن حفرات در آن بخشها میباشد، در حالیکه این حالت در نمونه حاوی 20 درصد روی دیده نمیشود و به دلیل وجود فاز مذاب کم تر شکست تنها از نواحی که مذاب در آنجا حضور داشته، یعنی مناطق مرزدانهایرخ داده است.
4- با وجود حفرات درشت در آلیاژ Cu-28Zn، این آلیاژ خواص مکانیکی قابل مقایسهای با آلیاژ Cu-20Zn دارد. بنابراین، میتوان نتیجه گرفت که در صورت کنترل تبخیر روی با انتخاب دمای بهینه تفجوشی برای آلیاژ Cu-28Zn میتوان به خواص مکانیکی مناسبی دست یافت.

سپاسگزاری
بدینوسیله از جناب آقای دکتر طباطبایی، مدیر عامل محترم شرکت متالورژی پودر تبریز، به دلیل فراهم کردن بخشی از تجهیزات این پژوهش تشکر و قدردانی میگردد.

models”. Computers in industry, 56(8): p. 867875, 2005.
R. M. German, “Supersolidus liquid-phase sintering of prealloyed powders”. Metallurgical and Materials Transactions A, 28(7): p. 1553-1567, 1997.
Y. Liu, R. Tandon, and R.M. German, “Modeling of supersolidus liquid phase sintering: I. Capillary force”. Metallurgical and Materials Transactions A, 26(9): p. 2415-2422, 1995.
R. M. German, “An Update on the Theory of Supersolidus Liquid Phase Sintering”, Proceedings Sintering 2003, Materials Research Institute, Pennsylvania State University, University Park, PA, 2003.
S. J. L. Kang, “Sintering”, Wiley Online Library, 2005.
Y. Liu, R. Tandon, and R.M. German, “Modeling of supersolidus liquid phase sintering: I. Capillary force”. Metallurgical and Materials Transactions A, 26(9): p. 2415-2422, 1995.
J. Liu, A. Lal, and R. M. German, “Densification and shape retention in supersolidus liquid phase sintering”. Acta materialia, 47(18): p. 4615-4626, 1999. ع. صباحی نمین، ع. فردی ایلخچی و م. آزادبه، “تفجوشی- 4 .1391 در فاز مایع”، انتشارات ستایش، چاپ اول، پاییز
5- D. C. Blaine, R. Bollina, S. J. Park, and R. M. German, “Critical use of video-imaging to rationalize computer sintering simulation densification during sintering of Cu-20Zn prepared from prealloyed powder”. In PM2011, Spain, Barcelon, 2011.
R. Tandon, Y. Liu,and R. M. German, “Application of supersolidus liquid phase sintering to high density processing of prealloyed powders”, Advances in Powder Metallurgy & Particulate Materials, 2: p. 5, 1995.
A. Ziani, and S. Pelletier, “Supersolidus liquid-phase sintering behavior of degassed 6061 Al powder”, International journal of powder metallurgy, 35(8): p. 49-58, 1999. 19- A. Ziani,and S. Pelletier, “Sintered 6061 Al prealloyed powder: processing and mechanical behavior”, International journal of powder metallurgy, 35(8): p. 59-66, 1999. 20- C. Padmavathi, A. Upadhyaya, and D. Agrawal, “Effect of microwave and conventional heating on sintering behavior and properties of Al-Mg-Si-Cu alloy”, Materials chemistry and physics.
B. Sustaric, L. Kosec, S. Dolinsek, and B. Podgornik, “The characteristics of vacuum sintered M3/2 type HSSs with MoS2 addition”, Journal of materials processing technology, 143: p. 98-104, 2003.
J. V. Bee, P. R. Brewin, P. D. Nurthen, and
J. V. Wood, “Sintering Mechanisms in Vacuum Sintered M 2 and T 15 High Speed Steel Powders”. Met. Powder Rep., 43(3): p. 177-184, 1988.
23- H. Baker, and H. Okamoto, “Alloy Phase Diagrams”, ASM Handbook. Vol. 3, Materials Park, Ohio 44073-0002, USA, 1992.
R. M. German, P. Suri, and S. J. Park, “Review: liquid phase sintering”. Journal of Materials Science, 44(1): p. 1-39, 2009.
Z. S. Nikolic, “Computer Simulation of Liquid Phase Sintering: Gravity Induced Skeletal Structure Evolution: A Review”, Mater Sci Forum, Trans Tech Publ, 624: 1942, 2009.
E. J. Westerman, “Sintering of nickel-base superalloys”. Transactions of the Metallurgical Society of the American Institute of Mining, Metallurgical and Petroleum Engineers, 224: p. 159-164, 1962.
م. قارونی جعفری، م. آزادبه، ش. شادپور و ا. محمدزاده، “مطالعه تغییر آرایش ذرات با بررسی جدایش سرب در تفجوشی سوپرسالیدوس آلیاژ Cu-10Sn-10Pb”، همایش ملی مهندسی مواد، 1391.
M. Azadbeh, H. Danninger, and C. Gierl, “Evaluation of properties and graded densification during sintering of Cu-20Zn prepared from prealloyed powder”. In PM2011, Spain, Barcelon, 2011.
م. قـ ارونی جعفـ ری و م. آزادبـ ه، “مطالعـ ه تغییـ رات ریزساختاری در تف جوشی سوپرسالیدوس آلیـاژ برنجـی Cu-28Zn”، مجله مواد نـوین، دوره سـوم، شـماره دهـم، زمـستان1391.
A. Sabahi, M. Azadbeh, and S. Shadpour, “Study on the Dependence of Physical and Mechanical Properties of Prealloyed Cu-20Zn Compacts to Sintering Temperature”, Majlesi Journal of Materials Engineering, 4 (2), 201.
M. Azadbeh, H. Danninger, and C. Gierl, “Evaluation of properties and graded

پیوست ها
جدول 1- آنالیز شیمیایی پودرهای برنج مصرفی برحسب در صد وزنی (wt.%).
Cu Al-Fe Sn Pb Zn آلیاژ
باقیمانده 0/5 0/4 0/52 20/5 Cu-20Zn
باقیمانده 0/5 0/77 0/66 27/92 Cu-28Zn

جدول 2- خواص فیزیکی و مکانیکی نمونههای برنجی.
انرژی ضربه
(J/cm2) سختی
(HV30) چگالی تفجوشی
(g/cm3) چگالی خام(3(g/cm خواص

نوع ماده
56±4 36±2 7/33±0/04 6/63±0/01 Cu-20Zn
43±4 50±2 6/82±0/04 6/74±0/01 Cu-28Zn

32316420

)
الف
(

)

الف

(

)
ب
(

)

در این سایت فقط تکه هایی از این مطلب با شماره بندی انتهای صفحه درج می شود که ممکن است هنگام انتقال از فایل ورد به داخل سایت کلمات به هم بریزد یا شکل ها درج نشود

شما می توانید تکه های دیگری از این مطلب را با جستجو در همین سایت بخوانید

ولی برای دانلود فایل اصلی با فرمت ورد حاوی تمامی قسمت ها با منابع کامل

اینجا کلیک کنید

ب

(

  • 1

پاسخ دهید